JP4115936B2 - 熔接可能な高強度Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金 - Google Patents

Description

本発明は航空機、自動車および他の用途に使用するのに適したアルミニウム合金製品、および該アルミニウム合金製品の製造法に関する。さらに特定的には、本発明は改善された腐蝕耐性、成形性、破砕強靭性および増加した強度特性を含む、損傷に対して高度の許容特性をもった、特に航空機の用途に有用な改善された熔接可能なアルミニウム製品に関する。

当業界においては、航空機の胴体、車輛部材、および他の用途のような比較的高い強度が関与する数多くの用途に熱処理可能なアルミニウム合金を使用することは公知である。アルミニウム合金の６０６１および６０６３は良く知られた熱処理可能なアルミニウム合金である。これらの合金はＴ４およびＴ６のテンパー（ｔｅｍｐｅｒ）の両方の条件において有用な強度および靭性をもっている。良く知られているように、Ｔ４の条件は溶体化処理を行い急冷して実質的に安定な性質のレベルまで自然に時効させる条件を意味する。他方、Ｔ６テンパーの条件は人工的な時効によってつくられたもっと強い条件を意味する。しかしこれらの公知の合金は、航空宇宙産業における構造的な大部分の用途に対して十分な強度をもっていない。いくつかの他のＡｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ（「ＡＡ」）の６０００シリーズの合金は、異なったタイプの構造に対しては異なった性質の組み合わせを必要とする商業的な航空機の設計には一般に適していない。特定の航空機の構造機素に対する設計上の基準に依存して、強度、破砕靭性および疲労耐性を改善すると重量が軽減されるが、このことは該航空機の寿命全体に亙って燃料の経済性が得られ、および／または安全性のレベルが大きくなることを意味する。これらの要求を満たすためにいくつかの６０００シリーズの合金が開発されてきた。

特許文献１は重量％単位で次の合金元素から成る合金の押出し製品または鍛造製品に関する。

Ｓｉ ０．９〜１．３、好ましくは１．０〜１．１５
Ｍｇ ０．７〜１．１、好ましくは０．８〜１．０
Ｃｕ ０．３〜１．１、好ましくは０．８〜１，０
Ｍｎ ０．５〜０．７
Ｚｒ ０．０７〜０．２、好ましくは０．０８〜０．１２
Ｆｅ ＜ ０．３０
Ｚｎ ０．１〜０．７、好ましくは０．３〜０，６
残りはアルミニウムおよび不可避的の不純物（それぞれ ＜０．０５、全部で ＜０．１５）。
この製品は再結晶されない微小構造をもっている。この合金はＡＡ記号６０５６として登録されている。

この公知のＡＡ６０５６合金はＴ６テンパー条件においては結晶間の腐蝕に対して敏感であることが報告されている。この問題を解決するために特許文献２においては重量％で下記の組成をもつ圧延製品または押出し製品の製造法が提供されている。

Ｓｉ ０．７〜１．３
Ｍｇ ０．６〜１．１
Ｃｕ ０．５〜１１
Ｍｎ ０．３〜０．８
Ｚｒ ＜ ０．２０
Ｆｅ ＜ ０．３０
Ｚｎ ＜ １
Ａｇ ＜１
Ｃｒ ＜ ０．２５
他の元素 ＜ ０．０５、全部で ＜ ０．１５
残りはアルミニウム。

この場合該製品に対し過剰時効のテンパー条件をかける。しかし過剰時効には航空宇宙産業用の構造機素の製造業者の末端において時間と経費がかかる処理時間が必要である。結晶間腐蝕耐性を改善するためには、この方法においてはアルミニウム合金の中におけるＭｇ／Ｓｉ比を１より小さくすることは必須である。

特許文献３においては、例えば自動車および宇宙航空産業用構造機素をつくるためのアルミニウム鍛錬合金製品が記載されている。以後この合金はＡＡ記号６０１３として登録された。この合金は重量％で下記の組成をもっている。

Ｓｉ ０．４〜１．２、好ましくは０．６〜１．０
Ｍｇ ０．５〜１．３、好ましくは０．７〜１．２
Ｃｕ ０．６〜１．１
Ｍｎ ０．１〜１．０、好ましくは０．２〜０．８
Ｆｅ ＜ ０．６
Ｃｒ ＜ ０．１０
Ｔｉ ＜ ０．１０
残りはアルミニウムおよび不可避的の不純物。
このアルミニウム合金は［Ｓｉ＋０．１］ ＜ Ｍｇ ＜ ［Ｓｉ＋０．４］である限り許容でき、５４９〜５８２℃の範囲の温度において、および合金の固相線温度近くで溶体化処理が行われたものである。該特許文献に例示された実施例においてはＭｇ／Ｓｉは常に１より大きい。

特許文献４には、アルミニウム合金製品の製造法が記載されている。この製品は重量％単位で下記の組成をもっている。

Ｓｉ ０．６〜１．４、好ましくは０．７〜１．０
Ｆｅ ＜ ０．５、好ましくは ＜ ０．３
Ｃｕ ＜ ０．６、好ましくは ＜ ０．５
Ｍｇ ０．６〜１，４、好ましくは０．８〜１．１
Ｚｎ ０．４〜１．４、好ましくは０．５〜０．８
下記の群から選ばれた下記の量の少なくとも１種の元素
Ｍｎ ０．２〜０．８、好ましくは０．３〜０．５
Ｃｒ ０．０５〜０．３、好ましくは０．１〜０．２
残りはアルミニウムおよび不可避的の不純物。
ここに記載されたアルミニウム合金は銅含量が高い公知の６０１３合金の代替物であり、合金の中の銅含量は低く、亜鉛のレベルは約０．４重量％より高い値まで、好ましくは０．５〜０．８重量％に増加している。亜鉛含量が高いことは銅の減少を相殺するために必要である。

これらの参照文献にも拘わらず、強度、破砕靭性および腐蝕耐性の間で改善されたバランスを有する改良されたアルミニウム・ベースの合金製品に対する要求はなお大きいものがある。
ＥＰ−０１７３６３２。 ＵＳ Ｐａｔｅｎｔ Ｎｏ．５，８５８，１３４。 ＵＳ Ｐａｔｅｎｔ Ｎｏ．４，５８９，９３２。 ＵＳ Ｐａｔｅｎｔ Ｎｏ．５，８８８，３２０。

本発明の目的は、公知の６０１３合金よりも銅含量が低いが、なお高い強度を達成し得る改善された熔接可能な６０００シリーズのアルミニウム合金圧延製品を提供することである。

本発明の他の目的は、公知の６０１３合金よりも銅含量が低いが、Ｔ６テンパー条件において少なくとも３５５ＭＰａの最終引っ張り強さを達成し得る改善された熔接可能な６０００シリーズのアルミニウム合金圧延製品を提供することである。

本発明のさらに他の目的は、公知の６０１３合金よりも銅含量が低いが、Ｔ６テンパー条件において少なくとも３５５ＭＰａの最終引っ張り強さを達成することができ、これと組合せて粒間腐蝕挙動が標準の６０１３合金よりも良好な改善された熔接可能な６０００シリーズのアルミニウム合金圧延製品を提供することである。

本発明に従えば、重量％単位で次の元素を、即ちＳｉ ０．８〜１．３、Ｃｕ ０．２〜０．４５、Ｍｎ ０．５〜１．１、Ｍｇ ０．４５〜１．０、Ｆｅ ０．０１〜０．３、Ｚｒ ＜ ０．２５、Ｃｒ ＜ ０．２５、Ｚｎ ＜ ０．３５、Ｔｉ ＜ ０．２５、Ｖ ＜ ０．２５、他の元素をそれぞれ ＜ ０．０５、全部で ＜０．１５含み、残りがアルミニウムであるが、但し利用可能なＳｉの重量％は０．８６〜１．１５、好ましくは０．８６〜１．０５の範囲であることを特徴とする熔接可能な、高強度アルミニウム合金圧延製品を提供することができる。利用可能なＳｉの重量％は式
Ｓｉ（利用可能）の重量％＝Ｓｉの重量％−（Ｆｅの重量％＋Ｍｎの重量％）／６
から計算される。

本発明によれば、強度、破砕靭性および腐蝕耐性、特に粒間腐蝕耐性に良好なバランスを有する改善された熔接可能なＡＡ６０００−シリーズのアルミニウム合金圧延製品を提供することができる。この合金製品は標準の６０１３合金または標準の６０５６合金よりも銅含量が低く、それでもなお十分に高い強度レベルを与え、これと組み合わせて同じテンパー条件で試験した場合標準の６０１３合金及び／または６０５６合金に比べて改善された粒間腐蝕耐性挙動を示す。本発明による合金製品を用いると、降伏強さが３２５ＭＰａ以上、最終引っ張り強さが３５５ＭＰａ以上の製品を得ることができる。この合金製品は例えばレーザービーム熔接法、摩擦撹拌熔接法およびＴＩＧ熔接法のような技術を用いてうまく熔接を行うことができる。

本発明の製品はＴ４テンパー条件で自然に時効させて良好な成形性をもった改善された合金製品をつくるか、或いはＴ６テンパー条件で人工的に時効させて高い強度および破砕靭性を有し同時に良好な腐蝕耐性特性をもった改善された合金製品をつくることができる。製品に対して過剰時効によるテンパーを行う必要はないが、Ｃｕ、Ｍｇ、ＳｉおよびＭｎ含量を注意深く狭い範囲に選び、強度増強元素として十分なＳｉが規定の範囲内で存在するようにして強度および腐蝕挙動の間の良好なバランスを得ることができる。

本発明の熔接可能なアルミニウム合金の高い成形性、良好な破砕靭性、高い強度、および良好な腐蝕耐性特性の間のバランスは、さらに詳細に下記に記載されているような特定の範囲内に厳密にコントロールされた化学組成に依存している。組成のすべての割合は重量％による値である。

マグネシウムと組み合わせて合金の強度を最適化するための珪素含量に対する好適範囲は１．０〜１．１５％である。Ｓｉ含量が高すぎると、合金のＴ６テンパー条件における伸びおよび腐蝕挙動に悪影響を及ぼす。上記のように、強度および腐蝕挙動の間で最良のバランスを得るためには、利用可能な珪素は０．８６〜１．０５であることが好ましい。Ｓｉ含量が低すぎ、従って利用可能な珪素の量が少なすぎると、合金に対し十分な強度が賦与されない。

マグネシウムは珪素と組み合わせられて合金に強度を与える。マグネシウムの好適範囲は０．６〜０．８５％であり、さらに好ましくは０．６〜０．７５％である。十分な強度を与えるためには少なくとも０．４５％のマグネシウムが必要であるが、その量が１．０％を越えると、高いＴ６強度を得るための十分な時効による硬化析出物を得るのに十分な溶質を溶解することが困難になる。

銅は合金に強度を付加するのに重要な元素である。しかしＭｇと組み合わせた銅のレベルが高すぎると合金製品の腐蝕挙動および熔接性に悪影響が及ぼされる。強度、靭性、成形性および腐蝕挙動に対して妥協をとった好適な銅含量は０．３〜０．４５％である。この範囲内において合金製品はＩＧＣに対して良好な耐性をもっている。

マンガンの好適な範囲は０．６〜０．７８％、さらに好ましくは０．６５〜０．７８％である。Ｍｎは合金の再結晶を引き起こし得る操作の際に粒子の大きさを制御するのに寄与するかその助けとなり、強度および靭性の増加に寄与する。

本発明の合金の亜鉛含量は０．３５％より少なく、好ましくは０．２％より少ない。特許文献４には、亜鉛を加えるとアルミニウム合金の強度を増加させると報告されているが、本発明に従えば亜鉛含量が高すぎると製品の粒間腐蝕挙動に悪影響が及ぼされることが見出された。さらに、亜鉛を加えると望ましくないほど高い密度をもった合金が生じる傾向があり、このことはこの合金を航空宇宙産業に応用する場合には特に不利である。

鉄は合金製品の成形性および破砕靭性に強い影響を与える元素である。鉄の含量は０．０１〜０．３％、好ましくは０．０１〜０．２５％、さらに好ましくは０．０１〜０．２％である。

チタンは圧延用インゴットの固化の際に粒子の結晶微細化剤（ｇｒａｉｎ ｒｅｆｉｎｅｒ）として重要な元素であり、好ましくは０．２５％より少ない量で含まれていなければならない。本発明に従えば、腐蝕挙動、特に粒間腐蝕に対する挙動はＴｉ含量を０．０６〜０．２０％、好ましくは０．０７〜０．１６％にすることによって著じるしく改善し得ることが見出された。またＴｉはその一部分或いは全体をバナジンで置き換え得ることが見出された。

ジルコニウムおよび／またはクロムおよび／またはハフニウムはそれぞれ０．２５％より少ない量で合金に加え、合金の再結晶挙動および／または腐蝕挙動（特にＩＧＣ）を改善することができる。Ｃｒの存在量が高すぎると合金製品の中でＭｇと一緒になって望ましくないほど大きい粒子を生じる可能性がある。

残りはアルミニウムと不可避的の不純物である。典型的には各不純物元素は最高０．０５％で存在し、不純物の全量は最高０．１５％である。

合金の圧延製品は、再結晶した微細構造をもっている場合、即ち粒子の８０％以上、好ましくは９０％以上がＴ４またはＴ６テンパー条件で再結晶された場合に最良の結果が得られる。

本発明の製品は、時効サイクルにおいて１５０〜２１０℃の温度に１〜２０時間露出させるＴ６テンパー条件まで時効させ、それによって３２５ＭＰａ以上、好ましくは３３０ＭＰａ以上の降伏強さおよび３５５ＭＰａ以上、好ましくは３６５ＭＰａ以上の最終引っ張り強さをもつアルミニウム合金製品が生じることを特徴としている。

さらに、本発明の製品は、合金を時効サイクルにおいて１５０〜２１０℃の温度に１〜２０時間露出させるＴ６テンパー条件まで時効させ、それによってＭＩＬ−Ｈ−６０８８による試験後の粒間腐蝕挙動が１８０μｍより、好ましくは１５０μｍより少ない深さまでしか存在しないアルミニウム合金製品を得ることが特徴である。

一具体化例においては、また本発明は本発明の製品が少なくとも１回の張り合わせで得られることを特徴としている。このような張り合わせ製品は本発明のアルミニウムをベースにした合金製品の芯の部分と通常は特に該芯の腐蝕を保護する高純度の張り合わせ部分とを使用している。該張り合わせ部分は実質的に合金化されていないアルミニウム、または他のすべての元素を０．１％または１％よりも多くは含まないアルミニウムを含んでいるが、これに限定されるものではない。本明細書において１ｘｘｘタイプのシリーズと記載されたアルミニウム合金はすべてのＡｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ（ＡＡ）の合金を含むが、この中には１０００タイプ、１１００タイプ、１２００タイプ、および１３００タイプの下位タイプが含まれる。従って芯に対する張り合わせは種々のＡｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎの合金、例えば１０６０、１０４５、１１００、１２００、１３５０、１１７０、１１７５、１１８０または１１９９から選ぶことができる。これに加えてＡＡ７０００−シリーズの合金、例えば亜鉛を含む（０．８〜１．３％）７０７２のような合金を張り合わせ材として用いることができ、また典型的には合金用添加物を１％より多い量で含むＡＡ６０００−シリーズの合金、例えばＡＡ６００３またはＡＡ６２５３を張り合わせ材として用いることができる。他の合金も、それが芯の部分の合金に対して特に十分な全体的な腐蝕に対する保護材になる限り、張り合わせ層として用いることができる。

これに加えて、ＡＡ４０００−シリーズの合金の張り合わせ材を張り合わせ層として用いることができる。ＡＡ４０００−シリーズの合金は主要合金元素として典型的には６〜１４％の範囲の珪素を含んでいる。この具体化例においては張り合わせ層は例えばレーザービーム熔接のような熔接操作において熔接用の充填材料を提供し、これによって熔接操作においてさらに他の充填用の針金材料を使用する必要性を無くしている。この具体化例において珪素の含量は好ましくは１０〜１２％である。

張り合わせ層は通常芯よりも薄く、それぞれ複合体全体の厚さの２〜１５または２０％、或いは恐らくは２５％である。張り合わせ層は典型的には複合体全体の厚さの約２〜１２％をなしている。

一好適具体化例においては、本発明の合金製品はその片側にＡＡ１０００−シリーズの層が、他の側にＡＡ４０００−シリーズの層が張り合わされて備えている。この具体化例においては腐蝕に対する保護性と熔接可能性が組み合わされている。この具体化例においては、例えば予め曲げられたパネルのような製品に対しうまく使用することができる。非対称性のサンドイッチ型製品（１０００−シリーズの合金＋芯＋４０００−シリーズの合金）の圧延がバナリング（ｂａｎａｒｉｎｇ）のような或る種の問題を生じる場合、先ず次のように順次１０００−シリーズの合金＋４０００−シリーズの合金＋芯の合金＋４０００−シリーズの合金＋１０００−シリーズの合金から成る対称的なサンドイッチ型の製品を圧延し、その後例えば化学的ミリング法（ｃｈｅｍｉｃａｌ ｍｉｌｌｉｎｇ）で一つまたはそれ以上の外側の層を取り除くことができる。

また本発明は本発明のアルミニウム合金製品を製造する方法に関する。この合金製品の製造法は（ａ）上記の化学的組成を有する原材料を用意し、（ｂ）該原材料を予熱または均質化し、（ｃ）該原材料に対し熱間圧延を行い、（ｄ）随時該原材料に対し冷間圧延を行い、（ｅ）該原材料に対し溶体化処理を行い、（ｆ）該原材料を急冷して二次相の制御できない析出を最低限度に抑制する逐次的な工程段階から成っている。しかる後この製品を自然に時効させて良好な成形性を有する改善された合金製品にすることによりＴ４テンパー条件でつくるか、あるいは人工的に時効させてＴ６テンパー条件でつくることができる。人工的に時効させるためには、該製品を１５０〜２１０℃に０．５〜３０時間の間露出させる時効サイクルに付する。

本明細書に記載されたアルミニウム合金は工程段階（ａ）において、注型製品をつくるために現在当業界において使用されている注型技術、例えばＤＣ注型法、ＥＭＣ注型法、ＥＭＳ注型法によって適当な鍛錬製品にするためのインゴットまたはスラブとして提供することができる。連続注型法、例えばベルト注型機またはロール注型機から得られるスラブも使用することができる。

典型的には、熱間圧延を行う前に、張り合わせ製品および非張り合わせ製品の両方の圧延面の表面を削り、インゴットの注型表面近くの析離した区域を除去する。

注型したインゴットまたはスラブは熱間圧延の前に均質化するか、および／または予熱してその直後に熱間圧延を行うことができる。熱間圧延の前における均質化および／または予熱は４９０〜５８０℃の温度範囲で単一段階または多段階で行なわなければならない。いずれの場合も注型時における材料の中の合金元素の析離を減少させ、可溶な元素を溶解させる。この処理を４９０℃よりも低い温度で行うと、得られる均質化効果は不適切なものになる。また温度が５８０℃よりも高いと、共融現象が起こり、望ましくない細孔が生成する可能性がある。上記熱処理の好適な時間は２〜３０時間である。これよりも時間が長くても通常悪影響はない。均質化は通常５４０℃よりも高い温度で行われる。典型的な予熱温度は５３５〜５６０℃の範囲であり、均熱時間（ｓｏａｋｉｎｇ ｔｉｍｅ）は４〜１６時間の範囲である。

合金製品の冷間圧延を行った後、或いは製品の冷間圧延を行わない場合には熱間圧延を行った後、４８０〜５９０℃、好ましくは５３０〜５７０℃の温度範囲において溶液が平衡に近づくのに十分な時間の間、典型的には１０秒〜１２０分の範囲の均熱時間の間、合金製品に対して溶体化処理を行う。張り合わせ製品の場合には均熱時間が長すぎないように注意し、張り合わせ層によって与えられた腐蝕防止性に悪影響を与える可能性がある芯から張り合わせ層への合金元素の拡散を防がなければならない。

溶体化処理の後で、合金製品を１７５℃以下の温度まで、好ましくは室温に冷却し、二次相、例えばＭｇ_２Ｓｉの制御されない析出を生じるのを防ぎ、もしくは最低限にすることが重要である。他方、合金製品を十分に平らにし、その中の残留応力のレベルを低くするためには、冷却速度は速すぎてはいけない。適切な冷却速度は例えば水に浸漬するか水のジェットを用いるような水を使用する方法によって得ることができる。

本発明の製品は航空機の構造機素、特に航空機の胴体の表皮材料、好ましくは厚さが最高１５ｍｍの材料としての用途に特に適している。

６種の異なった合金に対しＤＣ注型を行いインゴットにした後、表皮を削り取り、５５０℃で６時間予熱し（毎時約３０℃の加熱速度で）、熱間圧延して７．５ｍｍのゲージ厚にし、冷間圧延を行って最終的なゲージ厚を２．０ｍｍにし、溶体化処理を５５０℃で１５分間行い、水で急冷し、１９０℃で４時間保持する（加熱速度毎時約３５℃）ことによりＴ６テンパー条件まで時効させ、空気により室温に冷却した。表１に合金注型品の化学組成を示すが、残りは不可避的の不純物とアルミニウムである。この場合合金番号１および４は本発明の合金であり、他は比較のための合金である。

引っ張り試験および粒間腐蝕（「ＩＧＣ」）試験はＴ６テンパーの条件で完全に再結晶した微細構造をもつ裸のシート材料に対して行った。Ｌ−方向における引っ張り試験に対しては、小さいユーロノーム（ｅｕｒｏｎｏｒｍ）の試料を用いた。３個の試料の平均値を掲げる。ここで「Ｒｐ」は降伏強さを表し、「Ｒｍ」は最終引っ張り強さを、Ａ５０は伸びを表す。「ＴＳ」は引き裂き強さを表し、ＡＳＴＭ−Ｂ８７１−９６に従ってＬ−Ｔ方向で測定された。粒間腐蝕（「ＩＣＧ」）は５０×６０ｍｍの２個の試料に対しＭＩＬ−Ｈ−６０８８および若干の付加的な段階を規定したＡＩＭＳ ０３−０４−０００に与えられた方法に従って試験した。μ単位の最大の深さは表３に示されている。

表２および３の試験結果から、合金１および２を比較すると、アルミニウム合金のＳｉ含量が多すぎるとＴＳに悪影響が及ぼされ、特に粒間腐蝕の最大の深さが著しく増加することが分かる。合金１および３を比較すると、アルミニウム合金のＺｎ含量が多すぎた場合、粒間腐蝕の最大の深さに悪影響が及ぼされることが分かる。合金１を標準の合金６０５６および６０１３とＴ６テンパー条件で比較すると、本発明の合金製品は、引っ張り特性が幾分低いことと引き換えに、粒間腐蝕挙動が著しく良好であることが分かる。本発明合金製品を標準の合金６０５６および６０１３と比較するとＴＳが低いのは、アルミニウム合金中の銅の含量が著しく低いことによる。合金１と４（両方とも本発明の合金）を比較した場合、アルミニウム合金製品のＴｉ含量が増加すると、粒間腐蝕の最大の深さが著しく減少することが分かる。
以上本発明を詳細に説明したが、当業界の専門家には上記に説明した本発明の精神および範囲を逸脱することなく多くの変形および変更を行い得ることは明らかであろう。

Claims (14)

1. 重量％単位において下記の元素、即ち
   Ｓｉ ０．８〜１．３
   Ｃｕ ０．２〜０．４５
   Ｍｎ ０．６〜１．１
   Ｍｇ ０．４５〜１．０
   Ｆｅ ０．０１〜０．３
   Ｚｒ ＜ ０．２５
   Ｃｒ ＜ ０．２５
   Ｚｎ ＜ ０．２０
   Ｔｉ ＜ ０．２５
   Ｖ ＜ ０．２５
   他の元素、それぞれ ＜ ０．０５、全部で ＜ ０．１５
   を含み、残りはアルミニウムであるが、但し、利用できるＳｉの重量％は０．８６〜１．１５の範囲にあり、ここで利用可能なＳｉの重量％は式
   Ｓｉ（利用可能）の重量％＝Ｓｉの重量％−（Ｆｅの重量％＋Ｍｎの重量％）／６
   から計算される熔接可能な、高強度アルミニウム合金の圧延製品であって、さらに該製品は再結晶化した微細構造を８０％より多くもっていることを特徴とする熔接可能な、高強度アルミニウム合金の圧延製品。
2. Ｓｉのレベルは１．０〜１．１５の範囲にあることを特徴とする請求項１記載の製品。
3. Ｃｕのレベルは０．３〜０．４５の範囲であることを特徴とする請求項１または２記載の製品。
4. Ｍｎのレベルは０．６５〜０．７８の範囲であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項記載の製品。
5. Ｍｇのレベルは０．６〜０．８５の範囲であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項記載の製品。
6. Ｔｉのレベルは０．０６〜０．２の範囲であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項記載の製品。
7. 該合金製品は時効サイクルにおいて、１５０〜２１０℃の温度に０．５〜３０分間露出するＴ６テンパー条件まで時効させ、これによってＭＩＬ−Ｈ−６０８８試験による粒間腐蝕の存在は１８０μｍより少ない深さまであることによって特徴付けられるアルミニウム合金製品が得られることを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項記載の製品。
8. 該製品はその上に下記の単一または多重張り合わせ層、即ち
   （ｉ）該製品よりも高純度のアルミニウム合金、
   （ｉｉ）Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ＡＡｌ０００−シリーズの合金、
   （ｉｉｉ）Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ＡＡ４０００−シリーズの合金、
   （ｉｖ）Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ＡＡ６０００−シリーズの合金；
   （ｖ）Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ＡＡ７０００−シリーズの合金の単一または多重張り合わせ層を有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項記載の製品。
9. 合金製品は片側にＡｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ＡＡ１０００−シリーズの合金が張り合わされ、他の側にＡｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ＡＡ４０００−シリーズの合金が張り合わされていることを特徴とする請求項８記載の製品。
10. 請求項１〜６のいずれか一項記載の化学的組成を有する原材料を用意し、
    該原材料を均質化し、
    該原材料に対し熱間圧延を行い、
    該原材料に対し溶体化処理を行い、
    該原材料を急冷して二次相の制御されない析出を最低限度に抑制し、
    該急冷した原材料をＴ４テンパー条件またはＴ６テンパー条件において時効させて合金製品にする
    逐次的工程段階を含んで成ることを特徴とする請求項１〜９のいずれか一項記載の熔接可能な、高強度合金製品の製造法。
11. 熱間圧延後で、かつ溶体化処理前に該原材料に対し冷間圧延を行う、請求項１０に記載の製造法。
12. 該製品は航空機の構造機素であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか一項記載の製品か、或いは請求項１０または１１によって製造された製品。
13. 該製品は航空機の表皮材料であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか一項記載の製品か、或いは請求項１０または１１によって製造された製品。
14. 該製品は航空機の胴体の表皮材料であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか一項記載の製品か、或いは請求項１０または１１によって製造された製品。